JP3198299B2 - 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法 - Google Patents
分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP3198299B2 JP3198299B2 JP31412098A JP31412098A JP3198299B2 JP 3198299 B2 JP3198299 B2 JP 3198299B2 JP 31412098 A JP31412098 A JP 31412098A JP 31412098 A JP31412098 A JP 31412098A JP 3198299 B2 JP3198299 B2 JP 3198299B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- graphite
- carbon steel
- medium carbon
- graphitization
- hours
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/006—Graphite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D5/00—Heat treatments of cast-iron
- C21D5/04—Heat treatments of cast-iron of white cast-iron
- C21D5/06—Malleabilising
- C21D5/14—Graphitising
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Carbon And Carbon Compounds (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、高い強度と良好
な加工性および被削性を有し、黒鉛化に必要な時間を短
縮化することができ、また必要に応じて黒鉛化熱処理温
度をより低温化することができる分散微細球状黒鉛組織
を備えた中炭素鋼およびその製造方法に関する。
な加工性および被削性を有し、黒鉛化に必要な時間を短
縮化することができ、また必要に応じて黒鉛化熱処理温
度をより低温化することができる分散微細球状黒鉛組織
を備えた中炭素鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、快削性を持つ鋼材料として鉛快削
鋼が用いられているが、Ｐｂが含有されているため環境
汚染問題が注視され、最近では使用が規制されるように
なってきた。このようなことから鉛快削鋼の替りとなる
環境問題が発生しない新たな鉄鋼材料の開発が進められ
ている。このような中で快削性を持つ鉄鋼材料として黒
鉛を分散した材料が知られているが、従来考えられてき
た黒鉛鋼は被削性が向上するけれども強度や加工性など
の機械的性質が劣るので、快削鋼として十分な特性をも
つ材料とは言えなかった。このため、快削性と良好な機
械的性質をもつ微細黒鉛が均一に分散した黒鉛鋼の開発
が期待されている。
鋼が用いられているが、Ｐｂが含有されているため環境
汚染問題が注視され、最近では使用が規制されるように
なってきた。このようなことから鉛快削鋼の替りとなる
環境問題が発生しない新たな鉄鋼材料の開発が進められ
ている。このような中で快削性を持つ鉄鋼材料として黒
鉛を分散した材料が知られているが、従来考えられてき
た黒鉛鋼は被削性が向上するけれども強度や加工性など
の機械的性質が劣るので、快削鋼として十分な特性をも
つ材料とは言えなかった。このため、快削性と良好な機
械的性質をもつ微細黒鉛が均一に分散した黒鉛鋼の開発
が期待されている。
【０００３】一般に、過共析組成の高炭素鋼では黒鉛化
が進行し易くなることが知られている。特に、１％以上
の黒鉛を添加した場合には顕著に黒鉛化が促進するとい
う技術報告がなされている（資料１：佐藤知雄外１名著
「黒鉛鋼の研究（第１報）黒鉛鋼に及ぼすＳｉの影響」
日本金属学会誌１９５６年２０巻５〜９頁参照）。ま
た、同様に高炭素鋼では焼き入れや冷間加工あるいはＡ
ｌ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂなどを添加すると黒鉛
化を促進するという報告もある（資料２：山中直道外１
名著「高炭素鋼の黒鉛化機構についての考察」鉄と鋼１
９６２年８号９４６〜９５３頁参照）。なお、この資料
の中ではＴｉの添加による作用としては、セメンタイト
に対するＴｉの固溶量は微量で、特殊炭化物ＴｉＣを形
成しやすいため、セメンタイトの安定化作用よりも、Ｔ
ｉによる脱窒作用の影響が大きくあらわれて黒鉛化が促
進されるという説明がなされている。しかし、これらの
例はいずれも高炭素鋼であり、強度と良好な加工性を得
ようとするならばＣ濃度が１．０％以下の中炭素鋼であ
る必要がある。したがって、上記の例は快削鋼としては
満足いくものではなく、いずれも適合しない。そして、
逆に中炭素鋼、特に亜共析鋼では上記のような黒鉛化が
難しく、熱処理や合金添加による黒鉛化の挙動もよく知
られていないのが現状である。
が進行し易くなることが知られている。特に、１％以上
の黒鉛を添加した場合には顕著に黒鉛化が促進するとい
う技術報告がなされている（資料１：佐藤知雄外１名著
「黒鉛鋼の研究（第１報）黒鉛鋼に及ぼすＳｉの影響」
日本金属学会誌１９５６年２０巻５〜９頁参照）。ま
た、同様に高炭素鋼では焼き入れや冷間加工あるいはＡ
ｌ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂなどを添加すると黒鉛
化を促進するという報告もある（資料２：山中直道外１
名著「高炭素鋼の黒鉛化機構についての考察」鉄と鋼１
９６２年８号９４６〜９５３頁参照）。なお、この資料
の中ではＴｉの添加による作用としては、セメンタイト
に対するＴｉの固溶量は微量で、特殊炭化物ＴｉＣを形
成しやすいため、セメンタイトの安定化作用よりも、Ｔ
ｉによる脱窒作用の影響が大きくあらわれて黒鉛化が促
進されるという説明がなされている。しかし、これらの
例はいずれも高炭素鋼であり、強度と良好な加工性を得
ようとするならばＣ濃度が１．０％以下の中炭素鋼であ
る必要がある。したがって、上記の例は快削鋼としては
満足いくものではなく、いずれも適合しない。そして、
逆に中炭素鋼、特に亜共析鋼では上記のような黒鉛化が
難しく、熱処理や合金添加による黒鉛化の挙動もよく知
られていないのが現状である。
【０００４】上記資料１にも示すように、黒鉛化を促進
させる元素としてＳｉが添加されるが、この添加量が多
くなると固溶硬化により延性が著しく低下するため１．
５％以下の添加に抑えることが望ましいと考えられてい
る。このような中で亜共析鋼にＳｉとＮｉまたはＳｉと
Ｃｏを共添加して黒鉛化現象を説明した報告がなされて
いる（資料３：末吉秀一外１名著「亜共析鋼の黒鉛化現
象とこれにおよぼす合金元素の影響」日本金属学会誌１
９７９年４３巻３３３〜３３９頁）。しかし、Ｎｉまた
はＣｏを含有する材料はリサイクル性が劣り、またこの
ような添加元素が比較的高価な材料であることを考える
と有効な手段とは言い難く、また安定的かつ再現性よく
微細黒鉛を分散させた亜共析鋼の製造技術が確立してい
るとは言えない。
させる元素としてＳｉが添加されるが、この添加量が多
くなると固溶硬化により延性が著しく低下するため１．
５％以下の添加に抑えることが望ましいと考えられてい
る。このような中で亜共析鋼にＳｉとＮｉまたはＳｉと
Ｃｏを共添加して黒鉛化現象を説明した報告がなされて
いる（資料３：末吉秀一外１名著「亜共析鋼の黒鉛化現
象とこれにおよぼす合金元素の影響」日本金属学会誌１
９７９年４３巻３３３〜３３９頁）。しかし、Ｎｉまた
はＣｏを含有する材料はリサイクル性が劣り、またこの
ような添加元素が比較的高価な材料であることを考える
と有効な手段とは言い難く、また安定的かつ再現性よく
微細黒鉛を分散させた亜共析鋼の製造技術が確立してい
るとは言えない。
【０００５】高炭素鋼では黒鉛化処理の前に冷間加工を
行なうと黒鉛化が進行するということが知られている。
このような方法の一つとして亜共析鋼を用いて低炭素鋼
並みの柔らかさと延性を持つようにするという報告もあ
る（資料４：ATUKI OKAMOTO著「Graphite Formation in
High-Purity Cold-Rolled Carbon Steels」METALLURGI
CAL TRANSACTIONS A ,VOLUME 20A,OCTOBER 1989, P.191
7-1925 ）。この方法はセメンタイトが分断されるまで
冷間圧延を施し、その分断された間隙（ボイド）が黒鉛
化のサイトになると考えられている。しかし、この例で
はセメンタイトを分断させるために冷間加工性が悪い状
態で２０％以上の苛酷な冷間加工を必要とするなどの問
題があり、安定した製造方法とは言い難い。
行なうと黒鉛化が進行するということが知られている。
このような方法の一つとして亜共析鋼を用いて低炭素鋼
並みの柔らかさと延性を持つようにするという報告もあ
る（資料４：ATUKI OKAMOTO著「Graphite Formation in
High-Purity Cold-Rolled Carbon Steels」METALLURGI
CAL TRANSACTIONS A ,VOLUME 20A,OCTOBER 1989, P.191
7-1925 ）。この方法はセメンタイトが分断されるまで
冷間圧延を施し、その分断された間隙（ボイド）が黒鉛
化のサイトになると考えられている。しかし、この例で
はセメンタイトを分断させるために冷間加工性が悪い状
態で２０％以上の苛酷な冷間加工を必要とするなどの問
題があり、安定した製造方法とは言い難い。
【０００６】さらに、０．５３％Ｃ鋼にＢ，Ａｌおよび
Ｌａ，Ｃｅなどの希土類金属（ＲＥＭ）を添加し黒鉛化
を進める方法が提案されている（資料５：岩本外３名著
「０．５３％Ｃ鋼の黒鉛化挙動に及ぼすＢ，Ａｌおよび
ＲＥＭの影響」ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．８，１９
９５年 １３７８頁）。この方法によれば、黒鉛の平均
粒子径を２．７μｍにすることができたと報告されてい
るので、それなりの効果があると思われるが、この技術
においては最も個数の多い黒鉛を実現するためにＢ−Ａ
ｌの複合添加を必要としており、単独の添加では資料５
のＦｉｇ．１に示されているように、黒鉛の生成個数は
さほど多くない。鋼の製造において少量の添加元素をコ
ントロールすることは簡単なことではないし、また複合
添加においてはその影響は大きいので、実用的でないと
いう問題を有している。また、上記の黒鉛化手法の共通
の問題として、黒鉛化が高温でしかも処理時間が著しく
長いということである。通常完全な黒鉛化には７００°
Ｃで１０〜５０時間程度の長時間が必要であり、製造能
率を著しく低下させるものであった。
Ｌａ，Ｃｅなどの希土類金属（ＲＥＭ）を添加し黒鉛化
を進める方法が提案されている（資料５：岩本外３名著
「０．５３％Ｃ鋼の黒鉛化挙動に及ぼすＢ，Ａｌおよび
ＲＥＭの影響」ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．８，１９
９５年 １３７８頁）。この方法によれば、黒鉛の平均
粒子径を２．７μｍにすることができたと報告されてい
るので、それなりの効果があると思われるが、この技術
においては最も個数の多い黒鉛を実現するためにＢ−Ａ
ｌの複合添加を必要としており、単独の添加では資料５
のＦｉｇ．１に示されているように、黒鉛の生成個数は
さほど多くない。鋼の製造において少量の添加元素をコ
ントロールすることは簡単なことではないし、また複合
添加においてはその影響は大きいので、実用的でないと
いう問題を有している。また、上記の黒鉛化手法の共通
の問題として、黒鉛化が高温でしかも処理時間が著しく
長いということである。通常完全な黒鉛化には７００°
Ｃで１０〜５０時間程度の長時間が必要であり、製造能
率を著しく低下させるものであった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このようなことから、
本発明は微細ＺｒＣを黒鉛の核生成サイトとして機能さ
せ、再現性よく、高い生産性をもち、かつ高い強度と良
好な加工性および被削性を有し、さらに黒鉛化に必要な
時間を短縮化することができる分散微細球状黒鉛組織を
備えた中炭素鋼およびその製造方法を得るものである。
本発明は微細ＺｒＣを黒鉛の核生成サイトとして機能さ
せ、再現性よく、高い生産性をもち、かつ高い強度と良
好な加工性および被削性を有し、さらに黒鉛化に必要な
時間を短縮化することができる分散微細球状黒鉛組織を
備えた中炭素鋼およびその製造方法を得るものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、 １ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％を含有及びＦｅを含有する（但
し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼であって、
平均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛がマトリックス中
に３０〜６５００個／ｍｍ２分散した組織を持つことを
特徴とする分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼 ２ 微細ＺｒＣが黒鉛の核生成サイトとして機能してい
ることを特徴とする上記１記載の中炭素鋼 ３ セメンタイトが消失し、フェライトマトリックス中
に黒鉛が分散した組織を有することを特徴とする上記１
又は２項記載の中炭素鋼 ４ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）亜共析鋼成分組成の素材を
７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜１０時間熱処理
し、これを水焼入れして微細ＺｒＣをマトリックス中に
析出させたことを特徴とする中炭素鋼の製造方法 ５ 水焼入れ後、７４０°Ｃ以下の温度で０．５〜１０
時間熱処理しＺｒＣを核生成サイトとして黒鉛を成長さ
せる黒鉛化処理を施したことを特徴とする請求項４記載
の分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ６ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組成の素材を
熱間圧延し、その後空冷し、さらに７４０°Ｃ以下の温
度で０．５〜１００時間熱処理して、黒鉛を成長させる
黒鉛化処理を施したことを特徴とする分散微細球状黒鉛
組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ７ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組成の素材を
熱間圧延した後、７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜
１０時間熱処理し、その後空冷し、さらに７４０°Ｃ以
下の温度で０．５〜１００時間熱処理して、黒鉛を成長
させる黒鉛化処理を施したことを特徴とする分散微細球
状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ８ ４５０°〜７００°Ｃの温度で黒鉛化処理を施すこ
とを特徴とする上記５〜７のそれぞれに記載の中炭素鋼
の製造方法を提供する。なお、本発明の中炭素鋼及びそ
の製造方法において、Ｂ及びＮの積極的添加はない。ま
た、本発明の中炭素鋼は実質的にＳｉ０．１〜１．５
％、Ｃ１．０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅ
を含有する中炭素鋼成分組成を意味するものであり、中
炭素鋼としての組成に含まれる成分は必然的に包含され
る。
Ｚｒ０．０１〜０．５％を含有及びＦｅを含有する（但
し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼であって、
平均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛がマトリックス中
に３０〜６５００個／ｍｍ２分散した組織を持つことを
特徴とする分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼 ２ 微細ＺｒＣが黒鉛の核生成サイトとして機能してい
ることを特徴とする上記１記載の中炭素鋼 ３ セメンタイトが消失し、フェライトマトリックス中
に黒鉛が分散した組織を有することを特徴とする上記１
又は２項記載の中炭素鋼 ４ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）亜共析鋼成分組成の素材を
７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜１０時間熱処理
し、これを水焼入れして微細ＺｒＣをマトリックス中に
析出させたことを特徴とする中炭素鋼の製造方法 ５ 水焼入れ後、７４０°Ｃ以下の温度で０．５〜１０
時間熱処理しＺｒＣを核生成サイトとして黒鉛を成長さ
せる黒鉛化処理を施したことを特徴とする請求項４記載
の分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ６ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組成の素材を
熱間圧延し、その後空冷し、さらに７４０°Ｃ以下の温
度で０．５〜１００時間熱処理して、黒鉛を成長させる
黒鉛化処理を施したことを特徴とする分散微細球状黒鉛
組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ７ 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．０％以下、
Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する（但し、Ｂ
及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組成の素材を
熱間圧延した後、７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜
１０時間熱処理し、その後空冷し、さらに７４０°Ｃ以
下の温度で０．５〜１００時間熱処理して、黒鉛を成長
させる黒鉛化処理を施したことを特徴とする分散微細球
状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法 ８ ４５０°〜７００°Ｃの温度で黒鉛化処理を施すこ
とを特徴とする上記５〜７のそれぞれに記載の中炭素鋼
の製造方法を提供する。なお、本発明の中炭素鋼及びそ
の製造方法において、Ｂ及びＮの積極的添加はない。ま
た、本発明の中炭素鋼は実質的にＳｉ０．１〜１．５
％、Ｃ１．０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅ
を含有する中炭素鋼成分組成を意味するものであり、中
炭素鋼としての組成に含まれる成分は必然的に包含され
る。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明においては、Ｓｉの固溶に
よる脆化を防ぐためにＳｉ濃度を１．５％（本明細書で
は全てｍａｓｓ％を意味する。）以下とした。また、鉄
鋼材料のリサイクル性を考慮し、リサイクルに問題とな
らない元素を微量添加し、かつ苛酷な加工を加えること
なく微細な黒鉛を中炭素鋼に析出させると同時に、黒鉛
化に必要な時間を短縮化するものである。通常、鉄鋼材
料中に存在する非金属介在物は材料の性質に悪影響を及
ぼすことが多いため、これらを除去しようとする研究が
行なわれるが、大きさが１μｍ以下の微細な介在物を凝
固後の固相変態の核生成サイトとして利用することを中
心に研究を進めた。本発明はＦｅの中で炭化物の形成傾
向が最も強い元素の一つであるＺｒを選択し、ＺｒＣを
黒鉛の生成サイトとするものである。
よる脆化を防ぐためにＳｉ濃度を１．５％（本明細書で
は全てｍａｓｓ％を意味する。）以下とした。また、鉄
鋼材料のリサイクル性を考慮し、リサイクルに問題とな
らない元素を微量添加し、かつ苛酷な加工を加えること
なく微細な黒鉛を中炭素鋼に析出させると同時に、黒鉛
化に必要な時間を短縮化するものである。通常、鉄鋼材
料中に存在する非金属介在物は材料の性質に悪影響を及
ぼすことが多いため、これらを除去しようとする研究が
行なわれるが、大きさが１μｍ以下の微細な介在物を凝
固後の固相変態の核生成サイトとして利用することを中
心に研究を進めた。本発明はＦｅの中で炭化物の形成傾
向が最も強い元素の一つであるＺｒを選択し、ＺｒＣを
黒鉛の生成サイトとするものである。
【００１０】本発明者らは、先に亜共析鋼成分組成の素
材にＴｉを添加し、微細ＴｉＣを黒鉛の核生成サイトと
して機能させる分散微細黒鉛組織を備えた亜共析鋼およ
びその製造方法を提案した（特願平１０−０６７９０
０）。これによれば、黒鉛微細組織の形成に飛躍的な改
善が認められた。本発明は上記Ｔｉ添加による微細黒鉛
組織をもつ鋼と同等又はそれ以上の効果をもつものであ
る。特に、本発明において使用するＺｒはＣとの結びつ
きが大で、ＺｒＣのマトリックスに対する溶解度積がＴ
ｉＣよりも小さく、より微量の添加でＺｒＣを析出させ
ることができる。また、Ｚｒを添加した場合には黒鉛化
速度が速く、熱処理のエネルギー消費の面から著しく有
利であるという特徴を有している。このように、本発明
はＺｒ添加は僅かな量ですみ、より微細な黒鉛組織を迅
速に形成することができるという優れた特徴をもつもの
である。本発明はＣ濃度が０．３％〜１．０の中炭素鋼
を基本成分とする。Ｚｒ濃度はＺｒＣが析出するための
最低量として０．０１％が必要であり、また黒鉛の粗大
化を防止し、その量を極端に減少させない量として上限
を０．５％とする。すなわち、本発明の中炭素鋼はＺｒ
０．０１〜０．５％を含有する。Ｓｉ濃度は黒鉛化を促
進させる観点から最低でも０．１％を必要とし、また冷
間加工性を向上させ、かつ被削性を向上させるために上
限は１．５％とする。
材にＴｉを添加し、微細ＴｉＣを黒鉛の核生成サイトと
して機能させる分散微細黒鉛組織を備えた亜共析鋼およ
びその製造方法を提案した（特願平１０−０６７９０
０）。これによれば、黒鉛微細組織の形成に飛躍的な改
善が認められた。本発明は上記Ｔｉ添加による微細黒鉛
組織をもつ鋼と同等又はそれ以上の効果をもつものであ
る。特に、本発明において使用するＺｒはＣとの結びつ
きが大で、ＺｒＣのマトリックスに対する溶解度積がＴ
ｉＣよりも小さく、より微量の添加でＺｒＣを析出させ
ることができる。また、Ｚｒを添加した場合には黒鉛化
速度が速く、熱処理のエネルギー消費の面から著しく有
利であるという特徴を有している。このように、本発明
はＺｒ添加は僅かな量ですみ、より微細な黒鉛組織を迅
速に形成することができるという優れた特徴をもつもの
である。本発明はＣ濃度が０．３％〜１．０の中炭素鋼
を基本成分とする。Ｚｒ濃度はＺｒＣが析出するための
最低量として０．０１％が必要であり、また黒鉛の粗大
化を防止し、その量を極端に減少させない量として上限
を０．５％とする。すなわち、本発明の中炭素鋼はＺｒ
０．０１〜０．５％を含有する。Ｓｉ濃度は黒鉛化を促
進させる観点から最低でも０．１％を必要とし、また冷
間加工性を向上させ、かつ被削性を向上させるために上
限は１．５％とする。
【００１１】本発明においては、このような中炭素鋼成
分組成の素材を溶製しインゴットとした後、図１〜図３
の３種類の製造工程（熱処理履歴）を経て、分散微細球
状黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造する。図１のパター
ン１は、中炭素鋼成分組成の素材を溶製しインゴットと
した後熱間圧延し、これを空冷後７４０°Ｃ以下の温度
で０．５〜１０時間熱処理して、黒鉛を成長させる黒鉛
化処理を施し、分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼
を製造したものである。図２のパターン２は、中炭素鋼
成分組成の素材を溶製しインゴットとした後熱間圧延
し、これを空冷後７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜
１０時間熱処理（溶体化処理）し、その後空冷し、さら
に７４０°Ｃ以下の温度で０．５〜１０時間熱処理し
て、黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施し、分散微細球状
黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造したものである。図３
のパターン３は、中炭素鋼成分組成の素材を溶製しイン
ゴットとした後熱間圧延し、これを空冷後７５０°Ｃ〜
１３００°Ｃで０．５〜１０時間熱処理（溶体化処理）
し、これを水焼入れして微細ＺｒＣをマトリックス中に
析出させ、さらにこの水焼入れ後、７４０°Ｃ以下の温
度で０．５〜１０時間熱処理しＺｒＣを核生成サイトと
して黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施し、分散微細球状
黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造したものである。
分組成の素材を溶製しインゴットとした後、図１〜図３
の３種類の製造工程（熱処理履歴）を経て、分散微細球
状黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造する。図１のパター
ン１は、中炭素鋼成分組成の素材を溶製しインゴットと
した後熱間圧延し、これを空冷後７４０°Ｃ以下の温度
で０．５〜１０時間熱処理して、黒鉛を成長させる黒鉛
化処理を施し、分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼
を製造したものである。図２のパターン２は、中炭素鋼
成分組成の素材を溶製しインゴットとした後熱間圧延
し、これを空冷後７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜
１０時間熱処理（溶体化処理）し、その後空冷し、さら
に７４０°Ｃ以下の温度で０．５〜１０時間熱処理し
て、黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施し、分散微細球状
黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造したものである。図３
のパターン３は、中炭素鋼成分組成の素材を溶製しイン
ゴットとした後熱間圧延し、これを空冷後７５０°Ｃ〜
１３００°Ｃで０．５〜１０時間熱処理（溶体化処理）
し、これを水焼入れして微細ＺｒＣをマトリックス中に
析出させ、さらにこの水焼入れ後、７４０°Ｃ以下の温
度で０．５〜１０時間熱処理しＺｒＣを核生成サイトと
して黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施し、分散微細球状
黒鉛組織を備えた中炭素鋼を製造したものである。
【００１２】上記のように、７４０°Ｃ以下の温度で
０．５〜１０時間（より低温で熱処理する場合には０．
５〜１００時間）熱処理し、ＺｒＣを核生成サイトとし
て黒鉛を成長させる黒鉛化処理を行なう。これによって
セメンタイトが消失し、フェライトマトリックス中に平
均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛が３０〜６５００個
／ｍｍ2 分散した組織を持つ中炭素鋼が得られる。黒鉛
のサイズ及び個数は、Ｚｒ及びＣなどの組成並びに上記
熱処理条件によって変化する。したがって、これらを調
節することによって、分散した黒鉛のサイズと個数をコ
ントロールする。特に、７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで
０．５〜１０時間熱処理（溶体化処理）した後、水焼入
れしたものは他に比べ黒鉛の核発生が著しく黒鉛の微細
化に有効である。また、上記黒鉛化処理は４５０°〜７
００°Ｃの温度で行なうと、より微細化した個数の多い
黒鉛の成長がみられる。中炭素鋼のフェライトマトリッ
クス中に平均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛が３０〜
６５００個／ｍｍ2 分散した組織を持つものが冷間加工
性と被削性の向上および強度の向上に最適特性を有す
る。
０．５〜１０時間（より低温で熱処理する場合には０．
５〜１００時間）熱処理し、ＺｒＣを核生成サイトとし
て黒鉛を成長させる黒鉛化処理を行なう。これによって
セメンタイトが消失し、フェライトマトリックス中に平
均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛が３０〜６５００個
／ｍｍ2 分散した組織を持つ中炭素鋼が得られる。黒鉛
のサイズ及び個数は、Ｚｒ及びＣなどの組成並びに上記
熱処理条件によって変化する。したがって、これらを調
節することによって、分散した黒鉛のサイズと個数をコ
ントロールする。特に、７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで
０．５〜１０時間熱処理（溶体化処理）した後、水焼入
れしたものは他に比べ黒鉛の核発生が著しく黒鉛の微細
化に有効である。また、上記黒鉛化処理は４５０°〜７
００°Ｃの温度で行なうと、より微細化した個数の多い
黒鉛の成長がみられる。中炭素鋼のフェライトマトリッ
クス中に平均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛が３０〜
６５００個／ｍｍ2 分散した組織を持つものが冷間加工
性と被削性の向上および強度の向上に最適特性を有す
る。
【００１３】
【実施例および比較例】続いて、本発明を実施例により
比較例と対比しながら説明する。本発明において使用す
る試料は、Ｚｒを除く基本組成をＦｅ−１％Ｓｉ−０．
５％Ｃ（ｍａｓｓ％、本明細書では全てｍａｓｓ％を表
示する）とした。また、この基本組成にＺｒＣが析出す
るように０．０５〜０．１５％Ｚｒを加え、それぞれマ
グネシアルツボ中で高周波溶解炉を用いて溶製した。な
お、使用した各成分については、Ｆｅ（９９．９９
％），Ｓｉ（９９．９９９％），Ｃ（９９．９９９％）
およびフェロＺｒを素材とした。溶製後、直径２０ｍｍ
の棒状インゴットをそれぞれ作製し、これを１０００°
Ｃで１０ｍｍ厚まで熱間圧延した。さらに、これらから
１０ｍｍ角の熱処理用の試料を切り出した。本発明にお
いては、以下の３種類の熱処理を実施した。これらの熱
履歴の模式図を図１〜図３に示す。図１は熱間圧延後
（空冷）、４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場
合の熱履歴の模式図である（パターン１）。図２は熱間
圧延した（空冷）材料を８００°Ｃでオーステナイト化
（溶体化）処理後、空冷し、その後４５０°Ｃ〜７００
°Ｃで黒鉛化処理した場合の熱履歴の模式図である（パ
ターン２）。図３は熱間圧延した（空冷）材料を８００
°Ｃでオーステナイト化（溶体化）処理後、水焼入れ
し、その後４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場
合の熱履歴の模式図である（パターン３）。
比較例と対比しながら説明する。本発明において使用す
る試料は、Ｚｒを除く基本組成をＦｅ−１％Ｓｉ−０．
５％Ｃ（ｍａｓｓ％、本明細書では全てｍａｓｓ％を表
示する）とした。また、この基本組成にＺｒＣが析出す
るように０．０５〜０．１５％Ｚｒを加え、それぞれマ
グネシアルツボ中で高周波溶解炉を用いて溶製した。な
お、使用した各成分については、Ｆｅ（９９．９９
％），Ｓｉ（９９．９９９％），Ｃ（９９．９９９％）
およびフェロＺｒを素材とした。溶製後、直径２０ｍｍ
の棒状インゴットをそれぞれ作製し、これを１０００°
Ｃで１０ｍｍ厚まで熱間圧延した。さらに、これらから
１０ｍｍ角の熱処理用の試料を切り出した。本発明にお
いては、以下の３種類の熱処理を実施した。これらの熱
履歴の模式図を図１〜図３に示す。図１は熱間圧延後
（空冷）、４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場
合の熱履歴の模式図である（パターン１）。図２は熱間
圧延した（空冷）材料を８００°Ｃでオーステナイト化
（溶体化）処理後、空冷し、その後４５０°Ｃ〜７００
°Ｃで黒鉛化処理した場合の熱履歴の模式図である（パ
ターン２）。図３は熱間圧延した（空冷）材料を８００
°Ｃでオーステナイト化（溶体化）処理後、水焼入れ
し、その後４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場
合の熱履歴の模式図である（パターン３）。
【００１４】上記熱処理後、光学顕微鏡及びＳＥＭを用
いて組織を観察した。ＳＥＭ組織の観察に際しては、事
前に鏡面研磨後１０％ナイタールで表面を腐食した。黒
鉛を立体的に観察する際には、非金属介在物の腐食法に
適している定電位電解腐食法を用い、電解液として１％
テトラメチルアンモニウム−１０％アセチルアセトン−
メチルアルコールを用いて表面を腐食した後、観察を実
施した。
いて組織を観察した。ＳＥＭ組織の観察に際しては、事
前に鏡面研磨後１０％ナイタールで表面を腐食した。黒
鉛を立体的に観察する際には、非金属介在物の腐食法に
適している定電位電解腐食法を用い、電解液として１％
テトラメチルアンモニウム−１０％アセチルアセトン−
メチルアルコールを用いて表面を腐食した後、観察を実
施した。
【００１５】（空冷した試料について）パターン２に示
す履歴で溶体化処理後７００°Ｃで５０時間熱処理した
試料の典型的な光学顕微鏡像を図４(ａ)〜(ｃ)に示す。
図４(ａ)は上記のＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃの基本組
成のみの場合で、Ｚｒは添加されていない。図４(ｂ)は
Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の
もの、図４(ｃ)はＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１
５％Ｚｒの組成のものである。Ｚｒが添加されていない
図４(ａ)では黒鉛化が進行せず、フェライトマトリック
ス中にセメンタイトが分散した組織となっている。Ｚｒ
が添加されていない場合、４００時間熱処理を行なって
も黒鉛化は進行しなかった。Ｚｒをそれぞれ０．０５％
及び０．１５％添加した図４(ｂ)及び図４(ｃ)では、双
方とも黒鉛化が進行している。０．０５％Ｚｒ添加の場
合は直径約５μｍ程度の黒鉛が分散し、０．１５％Ｚｒ
添加の場合は直径約１５μｍ程度の黒鉛が分散している
のが観察される。なお、パターン１で熱処理した場合に
ついては特に図を示さなかったが、黒鉛化の進行がやや
少ない程度で、上記図４(ａ)〜(ｃ)と同様な組織が得ら
れた。
す履歴で溶体化処理後７００°Ｃで５０時間熱処理した
試料の典型的な光学顕微鏡像を図４(ａ)〜(ｃ)に示す。
図４(ａ)は上記のＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃの基本組
成のみの場合で、Ｚｒは添加されていない。図４(ｂ)は
Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の
もの、図４(ｃ)はＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１
５％Ｚｒの組成のものである。Ｚｒが添加されていない
図４(ａ)では黒鉛化が進行せず、フェライトマトリック
ス中にセメンタイトが分散した組織となっている。Ｚｒ
が添加されていない場合、４００時間熱処理を行なって
も黒鉛化は進行しなかった。Ｚｒをそれぞれ０．０５％
及び０．１５％添加した図４(ｂ)及び図４(ｃ)では、双
方とも黒鉛化が進行している。０．０５％Ｚｒ添加の場
合は直径約５μｍ程度の黒鉛が分散し、０．１５％Ｚｒ
添加の場合は直径約１５μｍ程度の黒鉛が分散している
のが観察される。なお、パターン１で熱処理した場合に
ついては特に図を示さなかったが、黒鉛化の進行がやや
少ない程度で、上記図４(ａ)〜(ｃ)と同様な組織が得ら
れた。
【００１６】次に、Ｚｒを０．０５％添加した試料、す
なわちＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの
組成の試料について、パターン２の熱履歴で、溶体化処
理後７００°Ｃの黒鉛化熱処理時間を１時間、１．５時
間、２時間及び３０時間、と変化させた場合の光学顕微
鏡像をそれぞれ図５(ａ)、(ｂ)及び図６(ｃ)、(ｄ)に示
す。図５(ａ)に示すように、黒鉛化処理１時間の時にす
でに黒鉛は一部核生成を始めており、また図６(ｃ)に示
すように２時間で黒鉛化が終了しているのが観察され
る。その後、長時間熱処理しても組織は殆ど変化せず安
定している。したがって、黒鉛化が終了した後、必要以
上に長時間加熱（黒鉛化熱処理）することは経済的に無
駄である。
なわちＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの
組成の試料について、パターン２の熱履歴で、溶体化処
理後７００°Ｃの黒鉛化熱処理時間を１時間、１．５時
間、２時間及び３０時間、と変化させた場合の光学顕微
鏡像をそれぞれ図５(ａ)、(ｂ)及び図６(ｃ)、(ｄ)に示
す。図５(ａ)に示すように、黒鉛化処理１時間の時にす
でに黒鉛は一部核生成を始めており、また図６(ｃ)に示
すように２時間で黒鉛化が終了しているのが観察され
る。その後、長時間熱処理しても組織は殆ど変化せず安
定している。したがって、黒鉛化が終了した後、必要以
上に長時間加熱（黒鉛化熱処理）することは経済的に無
駄である。
【００１７】次に、図７(ａ)〜(ｃ)にＦｅ−１％Ｓｉ−
０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の試料について、パ
ターン２の熱履歴で、溶体化処理後７００°Ｃの黒鉛化
熱処理を１．５時間実施したものについて、定電位電解
腐食法を用いてマトリックスを腐食し、黒鉛を立体的に
観察したＳＥＭ像を示す。図７(ａ)〜(ｃ)のほぼ中央位
置にある１μｍ程度（１μｍよりやや小さ目）の立方体
状のＺｒＣが見えるが、この立方体状のＺｒＣから黒鉛
が成長しているのが観察される。同図において、立方体
状のＺｒＣに近接して存在するのが２μｍ〜３．５μｍ
程度の球状物が黒鉛である。このように、ＺｒＣが黒鉛
核生成サイトとして機能していることが、これらの図か
ら明らかである。なお、図示していないがＺｒ濃度が増
加する（例えば０．１５％Ｚｒの場合）と、黒鉛が粗大
化する傾向がある。これは、Ｚｒが炭化物形成傾向が強
い元素のため、Ｚｒ濃度が増加するとフェライトマトリ
ックス中での炭素原子の拡散を抑制し、セメンタイトを
安定化させる傾向があり、このためＺｒＣ上での黒鉛の
核生成と分散が抑制され、かえって黒鉛を粗大化させた
ためと考えられる。このような黒鉛の粗大化は分散微細
黒鉛粒生成の目的に反するので、必要以上のＺｒ含有は
避ける必要がある。したがって、以上からＺｒ含有量の
上限を０．５％とする。
０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の試料について、パ
ターン２の熱履歴で、溶体化処理後７００°Ｃの黒鉛化
熱処理を１．５時間実施したものについて、定電位電解
腐食法を用いてマトリックスを腐食し、黒鉛を立体的に
観察したＳＥＭ像を示す。図７(ａ)〜(ｃ)のほぼ中央位
置にある１μｍ程度（１μｍよりやや小さ目）の立方体
状のＺｒＣが見えるが、この立方体状のＺｒＣから黒鉛
が成長しているのが観察される。同図において、立方体
状のＺｒＣに近接して存在するのが２μｍ〜３．５μｍ
程度の球状物が黒鉛である。このように、ＺｒＣが黒鉛
核生成サイトとして機能していることが、これらの図か
ら明らかである。なお、図示していないがＺｒ濃度が増
加する（例えば０．１５％Ｚｒの場合）と、黒鉛が粗大
化する傾向がある。これは、Ｚｒが炭化物形成傾向が強
い元素のため、Ｚｒ濃度が増加するとフェライトマトリ
ックス中での炭素原子の拡散を抑制し、セメンタイトを
安定化させる傾向があり、このためＺｒＣ上での黒鉛の
核生成と分散が抑制され、かえって黒鉛を粗大化させた
ためと考えられる。このような黒鉛の粗大化は分散微細
黒鉛粒生成の目的に反するので、必要以上のＺｒ含有は
避ける必要がある。したがって、以上からＺｒ含有量の
上限を０．５％とする。
【００１８】次に、Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．
０５％Ｚｒの組成の試料について、上記パターン２の熱
履歴で、溶体化処理後黒鉛化熱処理温度４５０°Ｃ及び
５５０°Ｃの２種類の加熱処理（５０時間熱処理）を施
し黒鉛化の進行状況を観察した。その結果をそれぞれ図
８(ａ)及び(ｂ)に示す。図８(ａ)は４５０°Ｃの熱処理
のケースであるが、この場合は黒鉛は確認されていな
い。しかし、図８(ｂ)に示す５５０°Ｃの熱処理のケー
スでは黒鉛化が終了しているのが観察される。以上のか
らＺｒの添加は黒鉛化を進行させ、より低温（上記の結
果から５００°Ｃ近傍）でも分散微細黒鉛粒の形成が十
分可能であることを示している。このように低温で黒鉛
化が可能であることは、コストの面から大きな効果が認
められる。
０５％Ｚｒの組成の試料について、上記パターン２の熱
履歴で、溶体化処理後黒鉛化熱処理温度４５０°Ｃ及び
５５０°Ｃの２種類の加熱処理（５０時間熱処理）を施
し黒鉛化の進行状況を観察した。その結果をそれぞれ図
８(ａ)及び(ｂ)に示す。図８(ａ)は４５０°Ｃの熱処理
のケースであるが、この場合は黒鉛は確認されていな
い。しかし、図８(ｂ)に示す５５０°Ｃの熱処理のケー
スでは黒鉛化が終了しているのが観察される。以上のか
らＺｒの添加は黒鉛化を進行させ、より低温（上記の結
果から５００°Ｃ近傍）でも分散微細黒鉛粒の形成が十
分可能であることを示している。このように低温で黒鉛
化が可能であることは、コストの面から大きな効果が認
められる。
【００１９】（水焼入れした試料について）パターン３
に示す履歴で、溶体化処理後７００°Ｃで５０時間熱処
理した試料の光学顕微鏡像を図９(ａ)、(ｂ)及び(ｃ)に
示す。図９(ａ)はＺｒを含有しない基本組成（Ｆｅ−１
％Ｓｉ−０．５％Ｃ）の場合、図９(ｂ)はＦｅ−１％Ｓ
ｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の場合、図９
(ｃ)はＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒの
組成の場合である。基本組成のＺｒが添加されていない
ケースについては、図９(ａ)に示すように、球状のセメ
ンタイトが微細に分散した組織となり黒鉛は生じていな
い。これに対し、図９(ｂ)及び(ｃ)に示すように、０．
０５％Ｚｒ及び０．１５％Ｚｒを添加した場合はフェラ
イトマトリックス中に５〜１０μｍ程度の黒鉛が微細に
分散した組織となっている。特に、０．１５％Ｚｒを添
加したものは形のよい（球状の）微細黒鉛が均一に分散
しており、上記図４(ｃ)に示すパターン２で熱処理され
たものに比べ、同一の組成にもかかわらず黒鉛の微細化
がより著しい。通常、焼入れ処理によりマトリックスが
マルテンサイトに変態し、多量に格子欠陥が導入され、
マトリックス中での炭素原子の拡散が容易となるが、こ
れによって黒鉛の核生成サイトとなるＺｒＣ近傍への黒
鉛の拡散が容易となり、黒鉛が多数核発生し、微細黒鉛
組織になったと考えられる。以上の結果から、パターン
３に示す水焼き入れは分散微細黒鉛粒の形成に極めて有
効である。
に示す履歴で、溶体化処理後７００°Ｃで５０時間熱処
理した試料の光学顕微鏡像を図９(ａ)、(ｂ)及び(ｃ)に
示す。図９(ａ)はＺｒを含有しない基本組成（Ｆｅ−１
％Ｓｉ−０．５％Ｃ）の場合、図９(ｂ)はＦｅ−１％Ｓ
ｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成の場合、図９
(ｃ)はＦｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒの
組成の場合である。基本組成のＺｒが添加されていない
ケースについては、図９(ａ)に示すように、球状のセメ
ンタイトが微細に分散した組織となり黒鉛は生じていな
い。これに対し、図９(ｂ)及び(ｃ)に示すように、０．
０５％Ｚｒ及び０．１５％Ｚｒを添加した場合はフェラ
イトマトリックス中に５〜１０μｍ程度の黒鉛が微細に
分散した組織となっている。特に、０．１５％Ｚｒを添
加したものは形のよい（球状の）微細黒鉛が均一に分散
しており、上記図４(ｃ)に示すパターン２で熱処理され
たものに比べ、同一の組成にもかかわらず黒鉛の微細化
がより著しい。通常、焼入れ処理によりマトリックスが
マルテンサイトに変態し、多量に格子欠陥が導入され、
マトリックス中での炭素原子の拡散が容易となるが、こ
れによって黒鉛の核生成サイトとなるＺｒＣ近傍への黒
鉛の拡散が容易となり、黒鉛が多数核発生し、微細黒鉛
組織になったと考えられる。以上の結果から、パターン
３に示す水焼き入れは分散微細黒鉛粒の形成に極めて有
効である。
【００２０】次に、図１０(ａ)及び(ｂ)にＦｅ−１％Ｓ
ｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成のもつ中炭素鋼
の試料を、パターン３の熱履歴で、溶体化処理後７００
°Ｃで黒鉛化熱処理時間を３０分及び１時間と変化させ
た場合の組織の顕微鏡写真を示す。図１０(ａ)から明ら
かなように、黒鉛化熱処理時間が３０分を経過した時点
で、すでに黒鉛化がかなり進行しており、また図１０
(ｂ)に示すように黒鉛化熱処理時間が１時間を経過した
時点で黒鉛化がほぼ終了している。焼入れ処理をしてい
ない図５と比較し、同一成分の亜共析鋼の試料であるに
もかかわらず、水焼き入れするパターン３の熱履歴を経
た試料は黒鉛化が著しく促進していることがわかる。
ｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒの組成のもつ中炭素鋼
の試料を、パターン３の熱履歴で、溶体化処理後７００
°Ｃで黒鉛化熱処理時間を３０分及び１時間と変化させ
た場合の組織の顕微鏡写真を示す。図１０(ａ)から明ら
かなように、黒鉛化熱処理時間が３０分を経過した時点
で、すでに黒鉛化がかなり進行しており、また図１０
(ｂ)に示すように黒鉛化熱処理時間が１時間を経過した
時点で黒鉛化がほぼ終了している。焼入れ処理をしてい
ない図５と比較し、同一成分の亜共析鋼の試料であるに
もかかわらず、水焼き入れするパターン３の熱履歴を経
た試料は黒鉛化が著しく促進していることがわかる。
【００２１】
【発明の効果】以上の説明及び実施例から明らかなよう
に、本発明の組成の中炭素鋼は、黒鉛化のための熱処理
温度及び時間をＺｒの含有量に応じて適宜コントロール
し、熱間圧延した後、直ちに黒鉛化の熱処理をする方法
により、あるいは熱間圧延した後溶体化処理し、その後
空冷しさらに黒鉛化熱処理を施すことによりマトリック
スに均一に微細分散した黒鉛を析出させることができ
る。特に、Ｚｒ含有量が高く高温での黒鉛化熱処理の場
合には、短時間での分散微細球状黒鉛組織を得ることが
できる。また、この場合にはＺｒ濃度及び処理時間の調
節により低温での黒鉛化熱処理も可能である。さらに、
溶体化処理後焼入れすることにより、微細ＺｒＣをマト
リックス中に析出させ、極めて短時間のうちに分散微細
黒鉛粒を形成することができるという優れた特徴を有す
る。このように、本発明は微細ＺｒＣを黒鉛の核生成サ
イトとして機能させ、安定かつ再現性よく微細黒鉛を分
散させて、材料のリサイクル性がよく、高い生産性をも
ち、かつ高い強度と良好な加工性および快削性を持つ分
散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方
法を得ることができる。
に、本発明の組成の中炭素鋼は、黒鉛化のための熱処理
温度及び時間をＺｒの含有量に応じて適宜コントロール
し、熱間圧延した後、直ちに黒鉛化の熱処理をする方法
により、あるいは熱間圧延した後溶体化処理し、その後
空冷しさらに黒鉛化熱処理を施すことによりマトリック
スに均一に微細分散した黒鉛を析出させることができ
る。特に、Ｚｒ含有量が高く高温での黒鉛化熱処理の場
合には、短時間での分散微細球状黒鉛組織を得ることが
できる。また、この場合にはＺｒ濃度及び処理時間の調
節により低温での黒鉛化熱処理も可能である。さらに、
溶体化処理後焼入れすることにより、微細ＺｒＣをマト
リックス中に析出させ、極めて短時間のうちに分散微細
黒鉛粒を形成することができるという優れた特徴を有す
る。このように、本発明は微細ＺｒＣを黒鉛の核生成サ
イトとして機能させ、安定かつ再現性よく微細黒鉛を分
散させて、材料のリサイクル性がよく、高い生産性をも
ち、かつ高い強度と良好な加工性および快削性を持つ分
散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方
法を得ることができる。
【図１】熱間圧延（空冷）後４５０°Ｃ〜７００°Ｃで
黒鉛化処理した場合（パターン１）の黒鉛化処理の熱履
歴を示す模式図である。
黒鉛化処理した場合（パターン１）の黒鉛化処理の熱履
歴を示す模式図である。
【図２】熱間圧延（空冷）後溶体化処理し、その後４５
０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場合（パターン
２）の黒鉛化処理の熱履歴を示す模式図である。
０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場合（パターン
２）の黒鉛化処理の熱履歴を示す模式図である。
【図３】熱間圧延（空冷）後溶体化処理し、かつ水焼入
れした後４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場合
（パターン３）の析出処理と黒鉛化処理の熱履歴を示す
模式図である。
れした後４５０°Ｃ〜７００°Ｃで黒鉛化処理した場合
（パターン３）の析出処理と黒鉛化処理の熱履歴を示す
模式図である。
【図４】(ａ)〜(ｃ) 各種試料をパターン２の熱履歴で、７００°Ｃ５０時間
の黒鉛化熱処理を行なった場合の組織の光学顕微鏡像
（写真）である。 (ａ)試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ、(ｂ)試料Ｆｅ−
１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒ、(ｃ)試料Ｆｅ
−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒ
の黒鉛化熱処理を行なった場合の組織の光学顕微鏡像
（写真）である。 (ａ)試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ、(ｂ)試料Ｆｅ−
１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒ、(ｃ)試料Ｆｅ
−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒ
【図５】(ａ)(ｂ) 試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒをパ
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで各種の熱処理時
間（１時間、１．５時間）で処理した場合の組織の光学
顕微鏡像（写真）である。
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで各種の熱処理時
間（１時間、１．５時間）で処理した場合の組織の光学
顕微鏡像（写真）である。
【図６】(ａ)(ｂ) 試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒをパ
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで各種の熱処理時
間（２時間、３０時間）で処理した場合の組織の光学顕
微鏡像（写真）である。
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで各種の熱処理時
間（２時間、３０時間）で処理した場合の組織の光学顕
微鏡像（写真）である。
【図７】(ａ)〜(ｃ) 試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒをパ
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで１．５時間黒鉛
化処理を行なったＳＥＭ像（写真）である。
ターン２の熱履歴で、かつ７００°Ｃで１．５時間黒鉛
化処理を行なったＳＥＭ像（写真）である。
【図８】(ａ)(ｂ) 試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒをパ
ターン２の熱履歴で、かつ黒鉛化温度４５０°Ｃ及び５
５０°Ｃで、５０時間黒鉛化処理した光学顕微鏡像（写
真）である。
ターン２の熱履歴で、かつ黒鉛化温度４５０°Ｃ及び５
５０°Ｃで、５０時間黒鉛化処理した光学顕微鏡像（写
真）である。
【図９】(ａ)〜(ｃ) 各種試料をパターン３の熱履歴で、７００°Ｃ５０時間
の黒鉛化熱処理を行なった場合の組織の光学顕微鏡像
（写真）である。 (ａ)試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ、(ｂ)試料Ｆｅ−
１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒ、(ｃ)試料Ｆｅ
−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒ
の黒鉛化熱処理を行なった場合の組織の光学顕微鏡像
（写真）である。 (ａ)試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ、(ｂ)試料Ｆｅ−
１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒ、(ｃ)試料Ｆｅ
−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．１５％Ｚｒ
【図１０】(ａ)(ｂ) 試料Ｆｅ−１％Ｓｉ−０．５％Ｃ−０．０５％Ｚｒをパ
ターン３の熱履歴で、かつ７００°Ｃで黒鉛化熱処理を
行なった場合の組織の光学顕微鏡像（写真）である。
ターン３の熱履歴で、かつ７００°Ｃで黒鉛化熱処理を
行なった場合の組織の光学顕微鏡像（写真）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平10−72639（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−188846（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−140281（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−291366（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−140411（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 6/00 C22C 38/14
Claims (8)
- 【請求項１】 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．
０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する
（但し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼であっ
て、平均サイズが１μｍ〜２０μｍの黒鉛がマトリック
ス中に３０〜６５００個／ｍｍ２分散した組織を持つこ
とを特徴とする分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素
鋼。 - 【請求項２】 微細ＺｒＣが黒鉛の核生成サイトとして
機能していることを特徴とする請求項１記載の中炭素
鋼。 - 【請求項３】 セメンタイトが消失し、フェライトマト
リックス中に黒鉛が分散した組織を有することを特徴と
する請求項１又は２項記載の中炭素鋼。 - 【請求項４】 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．
０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する
（但し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組
成の素材を７５０°Ｃ〜１３００°Ｃで０．５〜１０時
間熱処理し、これを水焼入れして微細ＺｒＣをマトリッ
クス中に析出させたことを特徴とする中炭素鋼の製造方
法。 - 【請求項５】 水焼入れ後、７４０°Ｃ以下の温度で
０．５〜１００時間熱処理しＺｒＣを核生成サイトとし
て黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施したことを特徴とす
る請求項４記載の分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素
鋼の製造方法。 - 【請求項６】 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．
０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する
（但し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組
成の素材を熱間圧延し、その後空冷し、さらに７４０°
Ｃ以下の温度で０．５〜１００時間熱処理して、黒鉛を
成長させる黒鉛化処理を施したことを特徴とする分散微
細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法。 - 【請求項７】 実質的にＳｉ０．１〜１．５％、Ｃ１．
０％以下、Ｚｒ０．０１〜０．５％及びＦｅを含有する
（但し、Ｂ及びＮの積極的添加を除く）中炭素鋼成分組
成の素材を熱間圧延した後、７５０°Ｃ〜１３００°Ｃ
で０．５〜１０時間熱処理し、その後空冷し、さらに７
４０°Ｃ以下の温度で０．５〜１００時間熱処理して、
黒鉛を成長させる黒鉛化処理を施したことを特徴とする
分散微細球状黒鉛組織を備えた中炭素鋼の製造方法。 - 【請求項８】 ４５０°〜７００°Ｃの温度で黒鉛化処
理を施すことを特徴とする請求項５〜７のそれぞれに記
載の中炭素鋼の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31412098A JP3198299B2 (ja) | 1998-10-15 | 1998-10-15 | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法 |
| US09/382,346 US6174384B1 (en) | 1998-10-15 | 1999-08-25 | Medium-carbon steel having dispersed fine graphite structure and method for the manufacture thereof |
| JP2000167401A JP3385365B2 (ja) | 1998-10-15 | 2000-06-05 | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31412098A JP3198299B2 (ja) | 1998-10-15 | 1998-10-15 | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000167401A Division JP3385365B2 (ja) | 1998-10-15 | 2000-06-05 | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000119800A JP2000119800A (ja) | 2000-04-25 |
| JP3198299B2 true JP3198299B2 (ja) | 2001-08-13 |
Family
ID=18049493
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31412098A Expired - Lifetime JP3198299B2 (ja) | 1998-10-15 | 1998-10-15 | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6174384B1 (ja) |
| JP (1) | JP3198299B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113862609B (zh) * | 2021-09-03 | 2022-05-27 | 北京科技大学 | 利用渗碳、表面石墨化提高中低碳钢工件耐磨减摩的方法 |
| CN115710621A (zh) * | 2022-10-23 | 2023-02-24 | 东北大学秦皇岛分校 | 一种降低碳钢石墨化的工艺方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3934037C1 (ja) | 1989-10-12 | 1991-02-14 | Thyssen Stahl Ag, 4100 Duisburg, De | |
| JPH07188846A (ja) | 1993-12-28 | 1995-07-25 | Kawasaki Steel Corp | 被削性および冷間鍛造性に優れた機械構造用炭素鋼 |
| JP3262687B2 (ja) | 1995-04-19 | 2002-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 靱性に優れる冷間加工用微細黒鉛均一分散鋼 |
| JP3721723B2 (ja) | 1996-06-27 | 2005-11-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材 |
| JPH10140281A (ja) | 1996-11-08 | 1998-05-26 | Kobe Steel Ltd | 強度回復性に優れた機械構造用鋼 |
-
1998
- 1998-10-15 JP JP31412098A patent/JP3198299B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-08-25 US US09/382,346 patent/US6174384B1/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000119800A (ja) | 2000-04-25 |
| US6174384B1 (en) | 2001-01-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6794479B2 (ja) | 銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼およびその製造方法 | |
| TWI605133B (zh) | Steel plate and its manufacturing method | |
| Tsuzaki et al. | Formation of an (α+ θ) microduplex structure without thermomechanical processing in superplastic ultrahigh carbon steels | |
| TWI658145B (zh) | 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法 | |
| JP4712838B2 (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4109619B2 (ja) | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 | |
| JP3527641B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材 | |
| TWI544086B (zh) | 高碳熱軋鋼板及其製造方法 | |
| JP2002285278A (ja) | 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法 | |
| CN108018494B (zh) | 一种提高低密度钢强塑性的退火工艺及低密度钢的生产方法 | |
| Fu et al. | Enhancing mechanical properties of dual-phase Al0. 5CoCrFeNiSi0. 25 high entropy alloy via thermomechanical treatment | |
| JP2006336074A (ja) | 化成処理性に優れた高強度高延性鋼板 | |
| Kang et al. | Microstructure evolution and mechanical properties of PESR 55Cr17Mo1VN plastic die steel during quenching and tempering treatment | |
| Li et al. | Microstructure and microhardness of H13 and Cr8 die steels in control forging and cooling process | |
| Li | Effect of rolling reduction on microstructure, texture and magnetic properties of twin-roll casting non-oriented 6.5 wt% Si electrical steel | |
| JP3198299B2 (ja) | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼およびその製造方法 | |
| JP2939542B1 (ja) | 分散微細黒鉛組織を備えた亜共析鋼およびその製造方法 | |
| Abbasi et al. | Investigation of the microstructure, micro-texture and mechanical properties of a HSLA steel, hot-rolled and quenched at different cooling rates | |
| JP2009197311A (ja) | 鋳放し高強度球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 | |
| JP3385365B2 (ja) | 分散微細黒鉛組織を備えた中炭素鋼 | |
| JP3623656B2 (ja) | 微細粒組織を有する鋼とその製造方法 | |
| Li et al. | Characterization of ductile nano-TiC dispersed V4Cr4Ti/RAFMs solid diffusion joint for nuclear fusion reactor application | |
| CN110592326B (zh) | 一种超细晶钢及工业化制备方法 | |
| KR100728099B1 (ko) | 가공성이 우수한 주철편과 그 제조 방법 | |
| JP2006299315A (ja) | 溶接性に優れた高強度高延性鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20000516 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20010508 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |